JP2018178187A - 溶射用粉末およびこれを用いた溶射皮膜の成膜方法 - Google Patents

Abstract

【課題】高温環境下であっても、溶射皮膜の被削性の低下を抑えることができる溶射用粉末と、これを用いた溶射皮膜の成膜方法を提供する。【解決手段】溶射用粉末１０は、アブレーダブル特性を有した溶射皮膜１０Ａを成膜するための溶射用粉末である。溶射用粉末１０は、ＮｉＣｒ系合金粒子１１と、ｈ−ＢＮ粒子１２と、を有し、ＮｉＣｒ系合金粒子１１のＮｉＣｒ系合金は、Ｓｉを２〜１０質量％含有しており、溶射用粉末１０は、ｈ−ＢＮ粒子１２を４〜８質量％含有する。【選択図】図１

Description

本発明は、アブレーダブル特性を有した溶射皮膜を成膜するに好適な溶射用粉末およびこれを用いた溶射皮膜の成膜方法に関する。

従来、アブレーダブル特性を有した溶射皮膜（アブレーダブル溶射皮膜）では、航空機エンジンなどの規格に基づいて、一定の仕様の材料が用いられてきた。ここで、アブレーダブル特性とは、自身を摩耗させて相手材を保護する特性のことである。近年では、例えば、ガスタービン、ジェットエンジンに、例えば耐熱温度が５００℃を超すような耐熱性を有したアブレーダブル溶射皮膜の開発がされてきた。

例えば、このような溶射用粉末として、特許文献１には、約３０〜８０重量％のニッケルクロムからなる硬質カーバイド材料と、この硬質カーバイド材料に混合される、約２０〜７０重量％の窒化硼素からなる潤滑性材料と、を有した溶射用粉末が提案されている。この溶射用粉末を用いれば、窒化硼素からなる潤滑性材料により、溶射皮膜のアブレーダブル特性を高めることができる。

特開２００７−２４７０６３号公報

しかしながら、特許文献１に示す溶射用粉末を用いて溶射皮膜を成膜したとしても、常温時には、溶射皮膜の被削性が良好であるが、たとえば、８００℃程度の高温環境下では、溶射皮膜の被削性が著しく低下することがあった。

本発明は、このような点に鑑みてなされたものであり、高温環境下であっても、溶射皮膜の被削性の低下を抑えることができる溶射用粉末と、これを用いた溶射皮膜の成膜方法を提供することにある。

前記課題を鑑みて、本発明に係る溶射用粉末は、アブレーダブル特性を有した溶射皮膜を成膜するための溶射用粉末であって、前記溶射用粉末は、ＮｉＣｒ系合金粒子と、ｈ−ＢＮ粒子と、を有し、前記ＮｉＣｒ系合金粒子のＮｉＣｒ系合金は、Ｓｉを２〜１０質量％含有しており、前記溶射用粉末は、ｈ−ＢＮ粒子を４〜８質量％含有することを特徴とする。

本発明によれば、ＮｉＣｒ系合金粒子のＮｉＣｒ系合金に、Ｓｉを２〜１０質量％させることより、溶射皮膜を構成するＮｉＣｒ系合金粒子の表面に、ＳｉＯ_２の酸化物層を形成することができる。

ＳｉＯ_２の酸化物層は、溶射時にｈ−ＢＮ粒子と濡れ性が高い。このため、溶射用粉末に、ｈ−ＢＮ粒子を４〜８質量％含有させれば、溶射皮膜のＮｉＣｒ系合金粒子の間に、これまでよりもより多くのｈ−ＢＮ粒子を介在させることができる。

このような結果、高温時であっても、固体潤滑性を有したｈ−ＢＮ粒子により、溶射皮膜のＮｉＣｒ系合金粒子の凝着摩耗を抑制することができ、溶射皮膜の被削性の低下を抑えることができる。なお、Ｓｉの含有量およびｈ−ＢＮ粒子の含有量の根拠は、以下の実施形態等において後述する。

本発明の実施形態の溶射用粉末とこれにより成膜された溶射皮膜の一部の模式的断面図である。 実施例１の溶射用粉末のＮｉＣｒ系合金粒子の融点を熱重量・示差熱装置で測定した結果を示したグラフである。 実施例１および２の溶射用粉末の写真である。 比較例１〜３の溶射用粉末の写真である。 実施例１の溶射用粉末の断面写真と、この断面写真におけるＮｉ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｎ、およびＢの分布を示した写真である。 被削性試験装置の模式図である。 実施例１、２および比較例１〜３の溶射試験片に対して、試験温度が室温および８００℃となる条件で被削性試験１を行ったときの溶射皮膜の削れ深さと相手材摩耗量の関係を示したグラフである。 実施例１、２および比較例１〜３の溶射試験片に対して、試験温度が室温および８００℃となる条件で被削性試験１を行った後の溶射皮膜の写真である。 実施例１、２および比較例１〜３の溶射皮膜の断面写真である。 実施例１および比較例３の溶射皮膜のＸ線電子分光分析の結果を示したグラフである。 実施例１、２および比較例３の溶射皮膜のオージェ分光分析の結果を示したグラフである。 実施例１および比較例３の溶射皮膜に対して、ＮｉＣｒ系合金粒子間におけるＥＰＭＡライン分析の結果を示したグラフである。 写真に示す実施例１の溶射皮膜の断面における、ＮｉＣｒ系合金粒子間におけるＢ、Ｓｉ、Ｎ、Ｃｒ、Ｏ、およびＮｉの超高解像度ＥＰＭＡライン分析の結果を示したグラフである。 図１２Ａのグラフの拡大図である。 実施例１および比較例３に対して、室温、８００℃、８５０℃、および９００℃における溶射皮膜の断面における組織写真である。 実施例１および比較例３の溶射試験片に対して、保持温度が、室温、８００℃、８５０℃、および９００℃における溶射皮膜の削れ深さと相手材摩耗量の関係を示したグラフである。 実施例１および比較例３の試験片を８５０℃の加熱条件で３００時間加熱したときの溶射皮膜の断面の写真である。 実施例１および比較例３の試験片を８５０℃の加熱条件で３００時間加熱したときの溶射皮膜の酸化物のビッカース硬さを示したグラフである。 実施例１、２および比較例１〜３の溶射用粉末の付着効率を測定した結果を示すグラフである。 実施例３−１〜３−６、実施例４−１、４−２、比較例４−１〜４−４、および比較例５−１、５−２における溶射皮膜の削れ深さと溶射皮膜の引張強度との結果を示したグラフである。 参考例１〜５における溶射皮膜の削れ深さと溶射皮膜の引張強度との結果を示したグラフである。 溶射用粉末の供給量を１１０ｇ／分および６０ｇ／分にして成膜した実施例５〜７の溶射皮膜のロックウェルスーパーフィシャル硬さ（ＨＲ１５Ｙ）の結果を示したグラフである。 溶射用粉末の供給量を１１０ｇ／分および６０ｇ／分にして成膜した実施例５〜７の溶射皮膜の引張強度の結果を示したグラフである。

以下に本発明の実施形態を図１を参照しながら説明する。

１．溶射用粉末１０について
図１は、本発明の実施形態の溶射用粉末１０とこの溶射用粉末１０で成膜された溶射皮膜１０Ａとの模式的概念図である。

図１に示すように、本実施形態の溶射用粉末１０は、アブレーダブル特性を有した溶射皮膜（以下、溶射皮膜という）を成膜するための溶射用粉末である。溶射用粉末１０は、ＮｉＣｒ系合金粒子１１とｈ−ＢＮ粒子１２とからなる粉末であり、必要に応じて後述するＡｌ粒子１３をさらに含有している。本実施形態では、溶射用粉末１０は、ＮｉＣｒ系合金粒子１１からなる粉末とｈ−ＢＮ粒子１２からなる粉末とを混合し、これらを、樹脂などの結合剤で造粒した粒子からなる粉末である。

溶射用粉末１０を溶射する際に、ＮｉＣｒ系合金粒子１１とｈ−ＢＮ粒子１２とが混合された状態で、基材２０に溶射することができるのであれば、溶射用粉末１０は、ＮｉＣｒ系合金粒子１１とｈ−ＢＮ粒子１２とを混合した粉末であってもよい。また、溶射用粉末１０は、ＮｉＣｒ系合金粒子１１とｈ−ＢＮ粒子１２とから造粒された造粒粉末の代わりに、クラッド法等により圧粉成形されたものであってもよい。なお、図１に示すように、溶射用粉末１０では、ＮｉＣｒ系合金粒子１１の表面全体に、ｈ−ＢＮ粒子１２が被覆されていることがより好ましい。

１−１．ＮｉＣｒ系合金粒子１１について
ＮｉＣｒ系合金粒子１１は、ＮｉＣｒ系合金からなる粒子であり、Ｃｒの含有量は特に限定されないが、ＮｉＣｒ系合金粒子に、粒子全体の質量（すなわちＮｉＣｒ合金）に対して７〜２５質量％の範囲でＣｒを含有していることが好ましい。これにより、ＮｉＣｒ系合金粒子１１の耐酸化性を向上させることができる。ここで、Ｃｒの含有量が７質量％未満である場合には、ＮｉＣｒ系合金の耐酸化性が損なわれるおそれがある。一方、Ｃｒの含有量が２５質量％を超えた場合には、ＮｉＣｒ系合金が硬くなり過ぎて、溶射皮膜１０Ａの被削性が低下してしまうおそれがある。

本実施形態では、ＮｉＣｒ系合金粒子１１を構成するＮｉＣｒ系合金は、ＮｉＣｒ系合金の全体に対して、Ｓｉ（珪素）を２〜１０質量％含有している。これにより、溶射皮膜１０Ａを構成するＮｉＣｒ系合金粒子１１Ａの表面に、ＳｉＯ_２（二酸化珪素）の酸化物層１１Ｂを形成することができる。この酸化物層１１Ｂは、ｈ−ＢＮ粒子１２Ａと濡れ性が高いので、溶射皮膜１０ＡのＮｉＣｒ系合金粒子１１Ａの間に、より多くのｈ−ＢＮ粒子１２Ａを介在させることができる。

ここで、Ｓｉの含有量が、ＮｉＣｒ系合金に対して２質量％未満である場合、ＮｉＣｒ系合金粒子１１Ａの表面に、十分な厚みのＳｉＯ_２（二酸化珪素）の酸化物層１１Ｂを形成することができない。これにより、ｈ−ＢＮ粒子１２に対する濡れ性が低下してしまい、溶射皮膜１０ＡのＮｉＣｒ系合金粒子１１Ａの間に、十分な量のｈ−ＢＮ粒子１２Ａを介在させることができない。一方、Ｓｉの含有量が、ＮｉＣｒ系合金に対して１０質量％を超えた場合、ＮｉＣｒ系合金が脆くなるおそれがある。

ＮｉＣｒ系合金粒子１１のＮｉＣｒ系合金は、ＮｉＣｒ系合金の全体に対して、Ｂ（硼素）を４質量％以下さらに含有していてもよい。これにより、溶射皮膜１０Ａを構成するＮｉＣｒ系合金粒子１１Ａの表面に、ＳｉＯ_２とＢ_２Ｏ_３（酸化硼素）が混合した酸化物層１１Ｂを形成することができる。酸化物層１１ＢにＢ_２Ｏ_３を含有することにより、この酸化物層１１Ｂは、ｈ−ＢＮ粒子１２Ａとの濡れ性をさらに高めることができる。これにより、溶射皮膜１０ＡのＮｉＣｒ系合金粒子１１Ａの間に、さらに多くのｈ−ＢＮ粒子１２Ａを介在させることができる。

さらに、ＳｉおよびＢは、ＮｉＣｒ系合金粒子のＮｉＣｒ系合金の融点が、９４０℃〜１２００℃となるように、これらの含有量が調整されていることが好ましい。ＮｉＣｒ系合金の融点がこのような範囲を満たすことにより、溶射時に、溶射皮膜１０ＡのＮｉＣｒ系合金粒子１１Ａに、ＳｉおよびＢの酸化物層１１Ｂを形成しつつ、溶射皮膜１０ＡのＮｉＣｒ系合金粒子１１Ａの間に、より多くのｈ−ＢＮ粒子１２Ａを介在させ易い。

ここで、ＮｉＣｒ系合金の融点が９４０℃未満である場合には、ＮｉＣｒ系合金自体が酸化し易くなるとともに、高温環境下において、溶射皮膜のＮｉＣｒ系合金粒子が軟化するため、溶射皮膜が凝着摩耗し易くなる。一方、ＮｉＣｒ系合金の融点が１２００℃を超えた場合には、溶射皮膜のＮｉＣｒ系合金粒子が溶融し難いため、基材に対する溶射用粉末の付着効率が低下してしまう。

また、後述する特性の溶射皮膜を成膜することができるのであれば、ＮｉＣｒ系合金粒子１１の粒径は、特に限定されるものではないが、ＮｉＣｒ系合金粒子１１の粒径は、たとえば、３８〜１５０μｍの範囲にあることが好ましく、より好ましくは、４５〜１２５μｍである。

なお、本明細書でいう「粒径」とは、レーザ回折式粒度分布測定法で測定された粒径のことをいい、このような粒径は、たとえば、ＪＩＳ Ｚ ２５１０に準拠した分級により得ることができる。なお、ＮｉＣｒ系合金粒子１１の表面全体に、ｈ−ＢＮ粒子１２が被覆されていることがより好ましく、この場合、ｈ−ＢＮ粒子１２の粒径は、ＮｉＣｒ系合金粒子１１の粒径よりも小さい。

１−２．ｈ−ＢＮ粒子１２について
図１に示す溶射用粉末１０は、ｈ−ＢＮ粒子１２を含有している。ｈ−ＢＮ粒子１２は、六方晶系の窒化硼素からなる粒子である。本実施形態では、その好ましい態様として、ｈ−ＢＮ粒子１２は、ＮｉＣｒ系合金粒子１１の表面全体に被覆されている。溶射用粉末１０は、溶射用粉末１０の全体に対して、ｈ−ＢＮ粒子１２を４〜８質量％含有している。ｈ−ＢＮは、グラファイトのように、固体潤滑性を有する材料であるので、このような範囲でｈ−ＢＮ粒子１２を含有することにより、溶射皮膜１０Ａの凝着摩耗を抑えるとともに、アブレーダブル特性をさらに向上させることができる。

ここで、溶射用粉末１０の全体に対して、ｈ−ＢＮ粒子１２の含有量が４質量％未満である場合、ｈ−ＢＮによる固体潤滑性を充分発現できず、溶射皮膜１０Ａの凝着摩耗が生じ易くなる。これに加えて、溶射皮膜１０ＡのＮｉＣｒ系合金粒子１１Ａの間に介在するｈ−ＢＮ粒子１２Ａが少なくなるため、ＮｉＣｒ系合金粒子１１Ａ同士の金属結合が増加するので、溶射皮膜１０Ａの硬度が上昇し、溶射皮膜１０Ａの被削性が低下することがある。一方、溶射用粉末１０の全体に対して、ｈ−ＢＮ粒子１２の含有量が８質量％を超えた場合、ｈ−ＢＮ粒子１２の増加により溶射皮膜１０Ａが脆くなる。たとえば、このような溶射皮膜１０Ａをタービン翼に適用した場合には、ガス流により、溶射皮膜１０Ａのエリージョン摩耗が生じたり、溶射皮膜１０Ａが部分的に脱落したりするおそれがある。

後述する特性の溶射皮膜１０Ａを成膜することができるのであれば、溶射用粉末１０のｈ−ＢＮ粒子１２Ａの粒径は、特に限定されるものではない。しかしながら、上述した含有量で、ＮｉＣｒ系合金粒子１１の表面全体を、ｈ−ＢＮ粒子１２でより均一に覆うには、ｈ−ＢＮ粒子１２の粒径は、３〜３０μｍの範囲にあることが好ましく、より好ましくは、３〜１０μｍの範囲にある。

１−３．Ａｌ粒子１３について
図１に示す溶射用粉末１０には、Ａｌ粒子１３をさらに含んでいてもよい。Ａｌ粒子１３は、アルミニウムからなる粒子であり、溶射用粉末１０は、溶射用粉末１０の全体に対して、Ａｌ粒子１３を３〜５質量％含有していることが好ましい。Ａｌは、ＮｉＣｒ系合金粒子とｈ−ＢＮ粒子とに対して濡れ性が高いため、溶射用粉末１０が、Ａｌ粒子１３をこのような範囲で含有することにより、成膜時にＮｉＣｒ系合金粒子１１とｈ−ＢＮ粒子１２との分離を抑制することができる。

ここで、溶射用粉末１０の全体に対して、Ａｌ粒子１３が３質量％未満である場合、溶射皮膜１０Ａにおいて、Ａｌ粒子１３ＡによるＮｉＣｒ系合金粒子１１Ａとｈ−ＢＮ粒子１２Ａの濡れ性の効果を充分期待することができない。一方、溶射用粉末１０の全体に対して、Ａｌ粒子１３が５質量％を超えた場合には、溶射皮膜１０Ａの被削性が低下してしまう。

本実施形態では、Ａｌ粒子１３は、溶射用粉末１０を造粒する際に、ＮｉＣｒ系合金粒子１１およびｈ−ＢＮ粒子１２と共に結合剤を介して結合されている。溶射用粉末１０を溶射する際に、ＮｉＣｒ系合金粒子１１およびｈ−ＢＮ粒子１２と共に、Ａｌ粒子１３が均一に混合された状態で、基材２０に溶射することができるのであれば、溶射用粉末１０は、ＮｉＣｒ系合金粒子１１、ｈ−ＢＮ粒子１２、およびＡｌ粒子１３を混合した粉末であってもよい。また、溶射用粉末１０は、ＮｉＣｒ系合金粒子１１、ｈ−ＢＮ粒子１２、および、Ａｌ粒子１３から造粒した造粒粉末の代わりに、クラッド法等により圧粉成形されたものであってもよい。後述する特性の溶射皮膜を成膜することができるのであれば、Ａｌ粒子１３の粒径は、特に限定されるものではないが、Ａｌ粒子１３の粒径は、たとえば、３〜３０μｍの範囲にあることが好ましい。

２．溶射皮膜１０Ａの成膜方法について
本実施形態では、図１に示す溶射用粉末１０を溶射装置（図示せず）に投入し、溶射用粉末１０を用いて、ターボチャージャのターボハウジングなどの基材２０の表面に溶射皮膜１０Ａを成膜する。

溶射方法としては、溶射皮膜１０Ａを成膜することができるのであれば、特にその方法は限定されるものではない。好ましい溶射方法としては、プラズマ溶射等の他の溶射に比べて、低温で溶射用粉末１０を基材２０に溶射することができるガスフレーム溶射法である。ガスフレーム溶射法で、溶射用粉末１０を溶射することにより、成膜時には、溶射皮膜１０Ａを成膜する際に、ｈ−ＢＮ粒子１２ＡがＮｉＣｒ系合金粒子１１Ａを覆うように、ＮｉＣｒ系合金粒子１１Ａ同士の間にｈ−ＢＮ粒子１２Ａをより多く介在させることができる。これにより、ＮｉＣｒ系合金粒子１１Ａ同士の金属結合を低減し、溶射皮膜１０Ａの被削性を高めることができる。

ここで、基材に溶射皮膜１０Ａが成膜された溶射部材（例えば、ターボチャージャのターボハウジング）に対して、相手材（例えば、タービンホイール翼）が接触した際には、溶射皮膜１０Ａが相手材に削られる。

このようにして、本実施形態では、ＮｉＣｒ系合金粒子１１のＮｉＣｒ系合金に、Ｓｉを２〜１０質量％させることより、溶射皮膜１０Ａを構成するＮｉＣｒ系合金粒子１１Ａの表面に、ＳｉＯ_２の酸化物層１１Ｂを形成することができる。

ＳｉＯ_２の酸化物層１１Ｂは、溶射時にｈ−ＢＮ粒子１２Ａと濡れ性が高い。このため、溶射用粉末１０にｈ−ＢＮ粒子１２を４〜８質量％含有させれば、溶射皮膜１０ＡのＮｉＣｒ系合金粒子１１Ａ、１１Ａの間に、これまでよりもより多くのｈ−ＢＮ粒子１２Ａを介在させることができる。

このような結果、高温時であっても、固体潤滑性を有したｈ−ＢＮ粒子１２Ａにより、溶射皮膜１０ＡのＮｉＣｒ系合金粒子１１Ａの凝着摩耗を抑制することができ、溶射皮膜１０Ａの被削性の低下を抑えることができる。

以下に本発明を実施例により説明する。

〔実施例１〕
ガスアトマイズ粉からなるＮｉＣｒ系合金粒子を準備した。ＮｉＣｒ系合金粒子のＮｉＣｒ系合金は、表１に示すように、Ｎｉ：８２．５質量％、Ｃｒ：１０質量％、珪素：２．５質量％、硼素：３質量％、および鉄：２質量％からなる。この粉末の融点を熱重量・示差熱装置（ＴＧ−ＤＴＡ装置）で測定した。この結果を図２および表１に示す。図２は、実施例１の溶射用粉末のＮｉＣｒ系合金粒子の融点を熱重量・示差熱装置で測定した結果を示したグラフである。図２に示すように、ＮｉＣｒ系合金粒子の融点は、１０３５℃であった。

次に、粒径３〜１０μｍのｈ−ＢＮ粒子と、粒径２０μｍ以下のＡｌ粒子と、を準備し、溶射用粉末の全体に対して、ｈ−ＢＮ粒子：５．５質量％、Ａｌ粒子：４．０質量％、ＮｉＣｒ系合金粒子：残部となるように混合し、ＮｉＣｒ系合金粒子の周りにｈ−ＢＮ粒子およびＡｌ粒子をバインダ樹脂を介して付着させ、溶射用粉末を造粒により作製した。この溶射用粉末を走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）により観察した。この結果を図３Ａに示す。

次に、実施例１の溶射用粉末を樹脂に埋め込み、樹脂を切断することにより露出した溶射用粉末の断面の元素をＥＰＭＡ分析により測定した。この結果を、図４に示す。図４は、実施例１の溶射用粉末の断面写真と、この断面写真におけるＮｉ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｎ、およびＢの分布を示した写真である。図４および図３Ａに示すように、ＮｉＣｒ系合金粒子の表面全体には、ｈ−ＢＮ粒子が均一に被覆されていることがわかる。

次に、実施例１の溶射用粉末により基材の表面に溶射皮膜を成膜した溶射試験片を作製した。具体的には、ガスフレーム溶射装置を用いて、溶射用粉末を、幅２５ｍｍ、長さ５０ｍｍ、厚さ６ｍｍの基材（ニッケル合金（インコネル６００））の表面に溶射し、溶射皮膜を成膜した。溶射ガンに供給するガスのガス圧を、酸素ガス：３２ｐｓｉ、水素ガス（燃料ガス）：２８ｐｓｉ、および空気：６０ｐｓｉとして、供給ガスのガス流量を、酸素ガス：３２ＮＬＰＭ、水素ガス：１５５．８ＮＬＰＭ、空気：１０２．３ＮＬＰＭとした。成膜時の溶射ガンに供給する溶射用粉末の供給量を９０ｇ／分として、溶射ガンの先端から基材までの距離を２３０ｍｍとし、溶射ガンの移動速度を３０ｍ／分、ピッチ６ｍｍとした。

〔実施例２〕
ガスアトマイズ粉からなるＮｉＣｒ系合金粒子を準備した。ＮｉＣｒ系合金粒子のＮｉＣｒ系合金は、表１に示すように、Ｎｉ：７１質量％、Ｃｒ：１９質量％、Ｓｉ：１０質量％からなる。この粉末の融点を実施例１と同様に、熱重量・示差熱装置で測定した。この結果を表１に示す。

次に、実施例１と同様に、ＮｉＣｒ系合金粒子の周りに、同じ割合のｈ−ＢＮ粒子およびＡｌ粒子をバインダ樹脂を介して付着させ、溶射用粉末を造粒により作製した。この溶射用粉末をＳＥＭにより観察した。この結果を図３Ａに示す。この溶射用粉末を用いて、実施例１と同じ条件で、基材の表面に溶射皮膜を成膜した溶射試験片を作製した。

〔比較例１〕
粒径３８μｍ〜１５０μｍのガスアトマイズ粉からなるＮｉＣｒ系合金粒子を準備した。ＮｉＣｒ系合金粒子のＮｉＣｒ系合金は、表１に示すように、Ｎｉ：８０質量％、Ｃｒ：２０質量％からなり、珪素等を含有していない。この粉末の融点を実施例１と同様に、熱重量・示差熱装置で測定した。この結果を表１に示す。

次に、実施例１と同様に、ＮｉＣｒ系合金粒子の周りに、同じ割合のｈ−ＢＮ粒子およびＡｌ粒子をバインダ樹脂を介して付着させ、溶射用粉末を造粒により作製した。この溶射用粉末をＳＥＭにより観察した。この結果を図３Ｂに示す。この溶射用粉末を用いて、実施例１と同じ条件で、基材の表面に溶射皮膜を成膜した溶射試験片を作製した。

〔比較例２〕
粒径３８μｍ〜１５０μｍの水アトマイズ粉からなるＮｉＣｒ系合金粒子を準備した。ＮｉＣｒ系合金粒子のＮｉＣｒ系合金は、表１に示すように、Ｎｉ：８０質量％、Ｃｒ：２０質量％からなり、珪素等を含有していない。この粉末の融点を実施例１と同様に、熱重量・示差熱装置で測定した。この結果を表１に示す。

次に、実施例１と同様に、ＮｉＣｒ系合金粒子の周りに、同じ割合のｈ−ＢＮ粒子およびＡｌ粒子をバインダ樹脂を介して付着させ、溶射用粉末を造粒により作製した。この溶射用粉末をＳＥＭにより観察した。この結果を図３Ｂに示す。この溶射用粉末を用いて、実施例１と同じ条件で、基材の表面に溶射皮膜を成膜した溶射試験片を作製した。

〔比較例３〕
市販の溶射用粉末を準備した。具体的には、ＮｉＣｒ系合金粒子のＮｉＣｒ系合金は、表１に示すように、Ｎｉ：７５質量％、Ｃｒ：１６質量％、Ｆｅ：９質量％からなり、珪素等を含有していない。この粉末の融点を実施例１と同様に、熱重量・示差熱装置で測定した。この結果を表１に示す。

また、この溶射用粉末は、溶射用粉末の全体に対して、ｈ−ＢＮ粒子：６．５質量％、Ａｌ粒子：３．５質量％、ＮｉＣｒ系合金粒子：残部となるように混合し、ＮｉＣｒ系合金粒子の周りにｈ−ＢＮ粒子およびＡｌ粒子をバインダ樹脂を介して付着させ、造粒により作製したものである。この溶射用粉末をＳＥＭにより観察した。この結果を図３Ｂに示す。この溶射用粉末を用いて、実施例１と同じ条件で、基材の表面に溶射皮膜を成膜した溶射試験片を作製した。

［被削性試験１］
実施例１、２および比較例１〜３の溶射試験片に対して、図５に示す被削性試験装置を用いて、被削性試験を行った。具体的には、相手材として、自動車のターボチャージャのタービンホイールと同じ材料（ニッケル合金（インコネル７１３））のチップ型試験片５１を準備し、これをロータ５３に２枚取付けた。次に、可動装置５４に取付けた溶射試験片５５を、チップ型試験片５１に当接させた状態で、溶射試験片５５の位置を固定した。ロータ５３を回転速度１２００ｒｐｍで回転させ、チップ型試験片５１の送り速度を２５μｍ／秒で押し当てて、押し付け荷重が３０Ｎになった時点で、ロータ５３の回転を停止した。

なお、各溶射試験片に対して、この試験温度を、室温の条件と、移動式ヒータ５６で加熱炉５２内を加熱した８００℃の条件で、被削性試験１を行った。この結果を図６に示す。図６は、実施例１、２および比較例１〜３の溶射試験片に対して、試験温度が室温および８００℃となる条件で被削性試験１を行ったときの溶射皮膜の削れ深さと相手材摩耗量の関係を示したグラフである。なお、相手材摩耗量とは、チップ型試験片５１の摩耗量のことである。

さらに、実施例１、２および比較例１〜３の溶射試験片に対して、試験温度が室温および８００℃となる条件で被削性試験１を行った後の溶射皮膜を観察した。図７は、これらの溶射皮膜の写真である。

〔結果１〕
図６に示すように、試験温度が室温である場合には、実施例１、２および比較例１〜３の溶射皮膜の削れ深さは、いずれも目標値を上回り、実施例１、２の溶射皮膜の削れ深さは、比較例１〜３のものよりも大きかった。さらに、実施例１、２および比較例１〜３の相手材摩耗量は、いずれも目標値を下回り、実施例１、２の相手材摩耗量は、比較例１〜３のものよりも少なかった。

しかしながら、試験温度が８００℃である場合には、実施例１、２の溶射皮膜の削れ深さは、目標値を上回っていたが、比較例１〜３の溶射皮膜の削れ深さは、室温のときに比べて大幅に低下し、目標値を下回った。実施例１、２の相手材摩耗量は、目標値を下回っていたが、比較例１〜３の相手材摩耗量は、室温のときに比べて大幅に上昇し、目標値を上回っていた。

さらに、図７に示すように、試験温度が室温である場合には、実施例１、２および比較例１〜３の溶射皮膜には、通常のアブレッシブ摩耗が確認できた。しかしながら、試験温度が８００℃である場合には、実施例１、２の溶射皮膜には、通常のアブレッシブ摩耗が確認できたが、比較例１〜３の溶射皮膜には、凝着摩耗が確認できた。この結果から、試験温度が８００℃である場合、比較例１〜３の溶射皮膜は、相手材が凝着したことにより、実施例１、２のものに比べて被削性が低下し、相手材摩耗量も増加したと考えられる。この原因を調査すべく、以下のことを確認した。

［顕微鏡観察］
実施例１、２および比較例１〜３の溶射皮膜の断面をＳＥＭにより観察した。この結果を、図８に示す。図８は、実施例１、２および比較例１〜３の溶射皮膜の断面写真である。図８に示すように、実施例１、２および比較例１〜３の溶射皮膜は、気孔を含む多孔質の組織となっており、大きな差異は認められなかった。

［Ｘ線電子分光分析（ＸＰＳ）］
実施例１および比較例３の溶射皮膜の表面の１４００μｍ×５００μｍの範囲に対して、Ｘ線電子分光分析装置（アルバックファイ社製：Ｑｕａｎｔｒｅａ ＳＸＭ）を用いて、Ｘ線電子分光分析（ＸＰＳ）を行った。この結果を図９に示す。図９は、実施例１および比較例３の溶射皮膜のＸ線電子分光分析の結果を示したグラフである。なお、図９の結果から算出した溶射皮膜の主要元素の割合を表２に示す。図９および表２に示すように、実施例１の溶射皮膜の最表面は、比較例３に比べてＢＮがより豊富に存在していることがわかった。

［オージェ分光分析（ＡＥＳ）］
実施例１、２および比較例３の溶射皮膜に対して、オージェ分光分析（ＡＥＳ）を行った。この結果を図１０に示す。図１０は、実施例１、２および比較例３の溶射皮膜のオージェ分光分析（ＡＥＳ）の結果を示したグラフである。図１０に示すように、実施例１および２では、溶射皮膜を構成する溶射粒子には、比較例３のものよりも、より厚い酸化物層が形成されていた。

［ＥＰＭＡライン分析］
実施例１および比較例３の溶射皮膜に対して、ＮｉＣｒ系合金粒子間におけるＥＰＭＡライン分析を行った。この結果を図１１に示す。図１１は、実施例１および比較例３の溶射皮膜に対して、ＮｉＣｒ系合金粒子間におけるＥＰＭＡライン分析の結果を示したグラフである。この結果から、実施例１の溶射皮膜のＮｉＣｒ系合金粒子間では、Ｂ（硼素）が比較例３のものに比べて、より大きなピークで観察された。

［超高解像度ＥＰＭＡライン分析］
そこで、実施例１の溶射皮膜の断面の任意のＮｉＣｒ系合金粒子間において、超高解像度ＥＰＭＡライン分析を行った。この結果を図１２Ａ、図１２Ｂに示す。図１２Ａは、写真に示す実施例１の溶射皮膜の断面における、ＮｉＣｒ系合金粒子間におけるＢ、Ｓｉ、Ｎ、Ｃｒ、Ｏ、およびＮｉの超高解像度ＥＰＭＡライン分析の結果を示したグラフであり、図１２Ｂは、図１２Ａの拡大図である。

図１２Ａに示すように、ＮｉＣｒ系合金粒子間には、Ｂ（硼素）とＮ（窒素）のピークが検出された。つまり、ＮｉＣｒ系合金粒子間には、ｈ−ＢＮ粒子が存在し、ｈ−ＢＮ粒子が、ＮｉＣｒ系合金粒子の表面全体を覆っている可能性が高いと考えられる。さらに、図１２Ｂに示すように、ＢおよびＮのピークと、Ｏ（酸素）のピークとには、若干のずれがあり、この結果から、ＮｉＣｒ系合金粒子の酸化物層の表面にｈ−ＢＮ粒子が付着していると考えられる。

ここで、ＮｉＣｒ系合金粒子の酸化物層は、Ｓｉ（珪素）およびＢ（硼素）の酸化物からなる層であると考えられる。Ｓｉの酸化物の融点（ＳｉＯ_２：１６００℃）およびＢの酸化物の融点（Ｂ_２Ｏ_４：４８０℃）は、Ｃｒの酸化物の融点（Ｃｒ_２Ｏ_３：２４３５℃）およびＮｉの酸化物の融点（ＮｉＯ：１９８４℃）に比べて、低融点であり、酸化物の標準生成自由エネルギが低い。このため、Ｓｉ、Ｂの酸化物は、Ｃｒ、Ｎｉの酸化物に比べて生成され易い。

以上のことから、実施例１、２の溶射皮膜は、比較例１〜３のものに比べて、高温被削性が高かった。最表面には、より多くのＢＮが存在していた。また、実施例１、２の溶射皮膜のＮｉＣｒ系合金粒子には、ＳｉおよびＢの酸化物層が、比較例１〜３に比べてより厚く形成されていた。比較例１〜３の溶射皮膜のＮｉＣｒ系合金粒子間には、ＢＮはほとんど存在していなかったが、実施例１、２の溶射皮膜のＮｉＣｒ系合金粒子間には、ＢＮが概ね存在していた。

実施例１、２の溶射用粉末を溶射した際には、ｈ−ＢＮよりも熱伝導性の高いＮｉＣｒ系合金が溶融する。すると、ＮｉＣｒ系合金粒子の表面に、液相状態のＳｉＯ_２およびＢ_２Ｏ_４の酸化物層が形成され、この液相状態の酸化物層は濡れ性が高いため、ｈ−ＢＮ粒子を保持すると考えられる。この結果、溶射中であっても、ＮｉＣｒ系合金粒子を覆うｈ−ＢＮ粒子は飛散し難く、基材に衝突しＮｉＣｒ系合金粒子が変形したとしても、ｈ−ＢＮ粒子は、ＮｉＣｒ系合金粒子に付着した状態で保持されると考えられる。したがって、実施例１、２の溶射皮膜は、比較例１〜３のものに比べて、溶射皮膜の表面および溶射皮膜のＮｉＣｒ系合金粒子間に、ｈ−ＢＮ粒子がより多く残存したと考えられる。このようにして、実施例１、２の溶射皮膜は、比較例１〜３のものに比べて、高温においても凝着摩耗することなく、被削性が高くなったと考えられる。ここで、ＢＮは、長時間、高温に晒されると、酸化して、固体潤滑性が損なわれると一般的に考えられている。そこで、以下の被削性試験２をさらに行った。

［被削性試験２］
実施例１および比較例３の溶射試験片をさらに準備し、それぞれの溶射試験片毎に、大気中（酸素雰囲気下）で、保持温度８００℃、８５０℃、および９００℃で３００時間加熱した。図１３に、実施例１および比較例３に対して、室温、８００℃、８５０℃、および９００℃における溶射皮膜の断面における組織写真を示す。次に、実施例１および３の各溶射試験片に対して、上述した被削性試験２と同じ試験を行った。この結果を図１４に示す。図１４は、実施例１および比較例３の溶射試験片に対して、保持温度が、室温、８００℃、８５０℃、および９００℃における溶射皮膜の削れ深さと相手材摩耗量の関係を示したグラフである。

図１３に示すように、保持温度９００℃では、比較例３の溶射皮膜は、酸化により溶射皮膜の一部が脱落していた。一方、実施例１の溶射皮膜では、ＮｉＣｒ系合金粒子の粒界の酸化物層が厚くなっているものの、溶射皮膜は基材に保持されていた。これは、実施例１の溶射皮膜にはＳｉが含まれているため、８５０℃以上においても、溶射皮膜の耐酸化性を向上することができたと考えられる。

さらに、９００℃の被削性試験２の後であっても、実施例１の溶射皮膜は、保持されていた。また、図１４に示すように、比較例３の溶射皮膜は、８００℃以上の高温で保持した場合には、実施例１のものに比べて、削れ深さが小さく被削性が低下し、相手材摩耗量も多いことが分かる。

この理由を確認するために、実施例１および比較例３の溶射試験片を８５０℃で３００時間保持したときの溶射皮膜の断面をＳＥＭで観察し、それぞれの溶射皮膜の酸化物のビッカース硬さを５カ所測定した。この結果を図１５および図１６に示す。図１５は、実施例１および比較例３の試験片を８５０℃の加熱条件で３００時間加熱したときの溶射皮膜の断面の写真であり、図１６は、実施例１および比較例３の試験片を８５０℃の加熱条件で３００時間加熱したときの溶射皮膜の酸化物のビッカース硬さを示したグラフである。なお、図１６の◆は、各測定箇所におけるビッカース硬さであり、○は、これらの平均値である。

図１５に示すように、実施例１の溶射皮膜では、高温保持により形成されたＮｉＣｒ系合金粒子を覆う酸化物層により、ＮｉＣｒ系合金粒子の母材となる金属部分が、明確に分断されていることが分かる。これに対して、比較例３の溶射皮膜では、高温保持により、ＮｉＣｒ系合金粒子全体が酸化し、隣接するＮｉＣｒ系合金粒子同士が酸化物を介して密着していることがわかる。

図１６に示すように、実施例１の溶射皮膜の酸化物のビッカース硬さは、比較例３のものに比べて小さく、実施例１の溶射皮膜の酸化物は、比較例３のものよりも柔らかかった。比較例３の場合には、この酸化物の生成とともに、ＮｉＣｒ系合金粒子の焼結が進み、この結果、比較例３の溶射皮膜は、実施例１のものに比べて被削性が低くなったと考えられる。一方、実施例１の場合には、比較例３に比べてより多く介在するｈ−ＢＮ粒子の存在により比較例３に比べてＮｉＣｒ系合金粒子の焼結が進み難く、さらには、溶射皮膜の酸化物も軟質である。このため、実施例１の溶射皮膜は、比較例３のものに比べて、被削性が高くなったと考えられる。

［付着量確認試験］
実施例１、２および比較例１〜３の溶射用粉末に対して、溶射用粉末の供給量を９０ｇ／分、６０ｇ／分の条件で、基材の表面に溶射皮膜を成膜し、供給量（質量）と、溶射用粉末の付着量（溶射皮膜の質量）との関係から、付着効率を測定した。この結果を、図１７に示す。図１７は、実施例１、２および比較例１〜３の溶射用粉末の付着効率を測定した結果を示すグラフである。

図１７に示すように、実施例１、２の溶射用粉末は、比較例１〜３のものよりも付着効率が高かった。これは、表１に示すように、実施例１、２の溶射用粉末を構成するＮｉＣｒ系合金粒子の融点は、比較例１よりも低いので、実施例１、２の溶射用粉末は、比較例１〜３のものよりも溶射時に溶融し易いため、溶射用粉末の濡れ性が向上したことによると考えられる。

上述した如く、ＳｉおよびＢは、Ｎｉ、Ｃｒよりも酸化し易く、これらの元素は、ＮｉＣｒ系合金粒子のＮｉＣｒ系合金の融点を低下させることができる。このため、実施例１、２の如く、ＳｉおよびＢを含有するＮｉＣｒ系合金粒子を用いれば、ＮｉＣｒ系合金粒子の表面は、ＳｉおよびＢの酸化物により濡れ性が向上する。これにより、溶射用粉末の付着性効率を高めるとともに、溶射皮膜のＮｉＣｒ系合金粒子同士の間に、ｈ−ＢＮ粒子をより多く介在させることができる。

これに加えて、溶射皮膜を高い温度で長時間使用したとしても、溶射皮膜の形状を維持しつつ、焼結の進行を防止する軟質の酸化物層が新たに形成されるため、溶射皮膜の被削性は、従来のものに比べて良好なものとなる。

＜実施例３−１〜３−６：ｈ−ＢＮ粒子の最適量＞
実施例１と同じように溶射試験片を作製した。実施例３−１と実施例１とは同じ条件で溶射試験片を作製した。実施例３−２〜実施例３−６の溶射試験片が、実施例１のものと相違する点は、溶射用粉末全体に対するｈ−ＢＮ粒子の含有量を、順次、４．０質量％、４．５質量％、５．５質量％、６．５質量％、７．０質量％、８．０質量％にした点である。なお、実施例３−２では、同じ溶射試験片を３つ作製した。

＜実施例４−１、４−２＞
実施例１と同じように溶射試験片を作製した。実施例４−１、４−２が実施例１のものと相違する点は、溶射用粉末全体に対するｈ−ＢＮ粒子の含有量を、順次、４．５質量％、５．５質量％にした点と、溶射用粉末の供給量を６０ｇ／分にした点である。なお、実施例４−１では、同じ溶射試験片を２つ作製した。

＜比較例４−１〜４−４＞
実施例１と同じように溶射試験片を作製した。比較例４−１〜４−４の溶射試験片が、実施例１のものと相違する点は、溶射用粉末全体に対するｈ−ＢＮ粒子の含有量を、順次、３．５質量％、８．５質量％、１０．２質量％、１５．０質量％にした点である。なお、実施例４−３では、同じ溶射試験片を２つ作製した。

＜比較例５−１、５−２＞
実施例１と同じように溶射試験片を作製した。比較例５−１、５−２が実施例１のものと相違する点は、溶射用粉末全体に対するｈ−ＢＮ粒子の含有量を、順次、８．５質量％、１０．２質量％にした点と、溶射用粉末の供給量を６０ｇ／分にした点である。

実施例３−１〜３−６、実施例４−１、４−２、比較例４−１〜４−４、および比較例５−１、５−２の溶射試験片に対して、８００℃の条件で上述した被削性試験１を行った。さらに、各溶射試験片の各溶射皮膜の引張強度を測定した。具体的には、各溶射試験片の溶射皮膜に、円柱の冶具を接着剤で接着し、円柱の冶具が固定された周りの溶射皮膜を押えつつ、溶射皮膜を基材の表面に対して垂直方向に沿って治具を引張り、溶射皮膜が基材から剥離したときの圧力を引張強度とした。これらの結果を図１８に示す。図１８は、実施例３−１〜３−６、実施例４−１、４−２、比較例４−１〜４−４、および比較例５−１、５−２における溶射皮膜の削れ深さと溶射皮膜の引張強度との結果を示したグラフである。

図１８に示すように、実施例３−１〜３−６および実施例４−１、４−２の溶射皮膜の削れ深さは、比較例４−１のものよりも大きかった。これは、実施例３−１〜３−６および実施例４−１、４−２の溶射皮膜は、ｈ−ＢＮ粒子の含有量が、４質量％以上であるため、溶射皮膜に含有するｈ−ＢＮ粒子により、溶射皮膜の被削性が向上したからであると考えられる。

一方、図１８に示すように、実施例３−１〜３−６および実施例４−１、４−２の溶射皮膜の引張強度は、比較例４−２〜４−４および比較例５−１、５−２のものよりも高かった。これは、比較例４−２〜４−４および比較例５−１、５−２の溶射皮膜は、ｈ−ＢＮ粒子の含有量が８質量％を超えているため、基材と溶射皮膜の間に介在するｈ−ＢＮ粒子および溶射皮膜のＮｉＣｒ系合金粒子の間に介在するｈ−ＢＮ粒子が過多となったためであると考えられる。

＜参考例１〜５：好ましい溶射方法＞
実施例１と同じように、溶射試験片を作製した。参考例１〜５が実施例１と相違する点は、ｈ−ＢＮ粒子の含有量を１０．２質量％にした点である。

参考例２が、実施例１とさらに相違する点は、溶射用粉末の供給量を６０ｇ／分にした点である。

参考例３が、実施例１とさらに相違する点は、溶射用粉末の供給量を８０ｇ／分にした点と、燃料ガスに、アセチレン（Ｃ_２Ｈ_２）ガスを用い、アセチレンガスのガス圧を１５ｐｓｉにし、供給ガスのガス流量を、酸素ガス：４３ＮＬＰＭ、アセチレンガス：２６ＮＬＰＭとした点である。

参考例４が、実施例１とさらに相違する点は、プラズマ溶射により溶射皮膜を成膜した点であり、電流：４５０Ａ、アルゴンガスの流量：１５０Ｌ／分、溶射用粉末の供給量：６０ｇ／分、溶射ガンの先端から基材までの距離：１５０ｍｍとした点である。

参考例５が、実施例１とさらに相違する点は、プラズマ溶射により溶射皮膜を成膜した点であり、電流：４５０Ａ、アルゴンガス流量：１００Ｌ／分、溶射用粉末の供給量：６０ｇ／分、溶射ガンの先端から基材までの距離：１５０ｍｍとした点である。

参考例１〜５の溶射試験片に対して、８００℃の条件で上述した被削性試験１を行った。さらに、各溶射試験片の各溶射皮膜の引張強度を測定した。この結果を、図１９に示す。図１９は、参考例１〜参考例５における溶射皮膜の削れ深さと溶射皮膜の引張強度との結果を示したグラフである。

図１９に示すように、プラズマ溶射により成膜した参考例４および５の溶射皮膜の削れ深さは、ガスフレーム溶射により成膜した参考例１〜３における溶射皮膜のものよりも、小さかった。さらに、プラズマ溶射により成膜した参考例４および５の溶射皮膜の引張強度は、ガスフレーム溶射により成膜した参考例１〜３における溶射皮膜のものよりも大きかった。

これは、参考例４および５では、参考例１〜３のガスフレームの温度に比べて、プラズマフレームの温度が高いため、溶射皮膜にＮｉＣｒ系合金粒子同士による強い結合が形成されたからであると考えられる。したがって、溶射用粉末を用いた溶射皮膜の成膜を、ガスフレーム溶射により行うことにより、より被削性の高い溶射皮膜を得ることができると考えられる。

＜実施例５〜７：ＮｉＣｒ系合金粒子の最適粒径＞
実施例１と同じように溶射試験片を作製した。実施例５〜７が、実施例１のものと相違する点は、溶射用粉末のＮｉＣｒ系合金粒子の粒径を、順次、３８μｍ未満、１５０μｍ超え、３８〜１５０μｍにした点である。実施例５〜７の溶射用粉末に対して、実施例１と同じようにして、溶射用粉末の供給量：１１０ｇ／分、６０ｇ／分の条件で、溶射皮膜を成膜した。

得られた溶射皮膜に対して、基準荷重を３ｋｇｆで、試験荷重を１５ｋｇｆとして、ロックウェルスーパーフィシャル硬さを測定した。この結果を、図２０に示す。図２０は、溶射用粉末の供給量を１１０ｇ／分および６０ｇ／分にして成膜した実施例５〜７の溶射皮膜のロックウェルスーパーフィシャル硬さ（ＨＲ１５Ｙ）の結果を示したグラフである。

さらに、得られた溶射皮膜に対して、上述した溶射皮膜の引張強度を測定した。この結果を、図２１に示す。なお、図２１は、溶射用粉末の供給量を１１０ｇ／分および６０ｇ／分にして成膜した実施例５〜７の溶射皮膜の引張強度の結果を示したグラフである。

図２０に示すように、実施例６では、溶射用粉末の供給量を１１０ｇ／分および６０ｇ／分にして成膜した溶射皮膜のロックウェルスーパーフィシャル硬さのばらつきが、他のものに比べて大きい。一方、図２１に示すように、実施例５では、溶射用粉末の供給量を１１０ｇ／分および６０ｇ／分にして成膜した溶射皮膜の引張強度のばらつきが大きい。これは、ガスフレームから粉末一粒（一粒子）あたりに受けるエネルギ量が、その粒径の大きさにより異なるからである。さらに、溶射用粉末の供給量を１１０ｇ／分にして成膜した場合は、溶射用粉末の供給量を６０ｇ／分にして成膜した場合に比べて、供給量が多いため、溶射時にＮｉＣｒ系合金粒子の温度は上昇し難い。

なお、図２１に示すように、供給量が６０ｇ／分である場合の実施例５では、ＮｉＣｒ系合金粒子の粒径が小さく、その供給量が少ないため、ＮｉＣｒ系合金粒子同士の接触面積が大きくなり、溶射皮膜の引張強度が高かったと考えられる。さらに、供給量が１１０ｇ／分である場合の実施例５では、ＮｉＣｒ系合金粒子の粒径が小さく、その供給量が多いので、堆積する溶射用粉末の接触面積が小さくなり、溶射皮膜の引張強度が低かったと考えられる。

図２１に示すように、供給量が６０ｇ／分である場合の実施例６では、ＮｉＣｒ系合金粒子の粒径が大きく、その供給量が少ないため、ＮｉＣｒ系合金粒子同士が扁平して絡み合うように接触し、溶射皮膜の引張強度が高かったと考えられる。さらに、供給量が１１０ｇ／分である場合の実施例６では、ＮｉＣｒ系合金粒子の粒径が大きく、その供給量が多いが、溶射皮膜の引張強度が適度の範囲になっていた。

そして、実施例７の如く、ＮｉＣｒ系合金粒子の粒径が３８〜１５０μｍの範囲の溶射用粉末を用いれば、その供給量に拘わらず、溶射皮膜の硬さおよび引張強度のばらつきを安定させることができると考えられる。

以上、本発明の実施の形態を詳述してきたが、具体的な構成はこの実施形態に限定されるものではなく、本発明の要旨を逸脱しない範囲における設計変更があっても、それらは本発明に含まれるものである。

１０：溶射用粉末，１０Ａ：溶射皮膜，１１、１１Ａ：ＮｉＣｒ系合金粒子，１１Ｂ：酸化物層，１２、１２Ａ：ｈ−ＢＮ粒子，１３、１３Ａ：Ａｌ粒子，２０：基材

Claims (7)

1. アブレーダブル特性を有した溶射皮膜を成膜するための溶射用粉末であって、
   前記溶射用粉末は、ＮｉＣｒ系合金粒子と、ｈ−ＢＮ粒子と、を有し、
   前記ＮｉＣｒ系合金粒子のＮｉＣｒ系合金は、Ｓｉを２〜１０質量％含有しており、
   前記溶射用粉末は、ｈ−ＢＮ粒子を４〜８質量％含有することを特徴とする溶射用粉末。
2. 前記ＮｉＣｒ系合金粒子の表面全体には、前記ｈ−ＢＮ粒子が被覆されていることを特徴とする請求項１に記載の溶射用粉末。
3. 前記ＮｉＣｒ系合金粒子のＮｉＣｒ系合金は、Ｂを４質量％以下含有していることを特徴とする請求項１または２に記載の溶射用粉末。
4. 前記溶射用粉末は、Ａｌ粒子を３〜５質量％含有していることを特徴とする請求項１〜３のいずれか一項に記載の溶射用粉末。
5. 前記ＮｉＣｒ系合金粒子の粒径は、３８〜１５０μｍであることを特徴とする請求項１〜４のいずれか一項に記載の溶射用粉末。
6. 請求項１〜５のいずれか一項に記載の溶射用粉末を用いて、溶射皮膜を成膜する溶射皮膜の成膜方法。
7. 前記溶射用粉末を用いた前記溶射皮膜の成膜を、ガスフレーム溶射により行うことを特徴とする請求項６に記載の溶射皮膜の成膜方法。

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